JP2001503473A

JP2001503473A - 成形性の高いアルミニウム合金製圧延シート

Info

Publication number: JP2001503473A
Application number: JP50153198A
Authority: JP
Inventors: エリクソン，ロルフ，ビー; マーサ，ショーン，ジェイ．
Original assignee: Aluminium Company of America
Current assignee: Howmet Aerospace Inc
Priority date: 1996-06-14
Filing date: 1996-06-14
Publication date: 2001-03-13
Also published as: WO1997047779A1

Abstract

(57)【要約】自動車車体に使用するのが特に好適なアルミニウム合金製圧延シートを形成する方法であって、（ａ）約０．８〜約１．３重量％のシリコン、約０．２〜約０．６重量％のマグネシウム、約０．５〜約１．８重量％の銅、約０．０１〜約０．１重量％のマンガン、約０．０１〜約０．２重量％の鉄、および実質的にアルミニウム、付随的な元素および不純物である残部を含んで成る合金の塊体を準備する段階と、（ｂ）シートを製造するために前記塊体を加工する段階と、（ｃ）シートを溶体化熱処理する段階と、（ｄ）シートを迅速焼入れする段階とを含んで成るアルミニウム合金製圧延シートの形成方法である。好ましい実施例では、溶体化熱処理は４４９℃（８４０°Ｆ）より高い温度で実施され、シートは迅速焼入れされる。得られたシートは優れた成形性と良好な強度との改良された組み合わせ特性を有する。

Description

【発明の詳細な説明】成形性の高いアルミニウム合金製圧延シート本発明は成形用のアルミニウム合金製圧延シートおよびその製造方法に関するものである。さらに詳しく言えば、本発明は、優れた成形性および良好な強度が組み合わされて要求される用途に適用するのに好適で、また自動車車体への適用におけるように焼付け塗装を施される成形用のアルミニウム合金製圧延シートに関するものである。特にエネルギー節約のために軽量自動車の製造がますます強調されるようになったことから、自動車用途に好適なアルミニウム合金製品の開発にかなりの努力が向けられてきた。特に望ましいのは、幾つかの異なる自動車用途に有用な単一のアルミニウム合金製品である。このような製品は、明らかなように金属管理表（metal inventories）を簡単にするので経済的であることに加えて、廃材再生上の利点を与える。さらに、自動車の異なる構成部材は使用形態で異なる特性を要求し得る。例えば、車体外部パネルとして形成されたときには、アルミニウム合金シートはへこみ傷（denting）に対する抵抗力を与える高強度を得ることができなければならず、リューダース線（Lueder's lines）もあってはならない。リューダース線は、一般には成形加工時の不均等な流れの結果として生じるように、弾性限界を越えて歪みを生じた金属の表面に発現する線すなわち跡であり、そのような加工時の金属の流れを反映する。逆に言えば、通常は見ることのできない内部支持パネルとして使用されるアルミニウムシートの強度、およびそのような線の存否は、それほど重大でない。一方、バンパー用途では、高強度、へこみ傷抵抗、応力腐食割れ抵抗および剥離腐食抵抗のような特性が要求される。数多くの自動車用途に使用するためには、アルミニウム合金品は亀裂、破断、リューダース線または過度の皺を発生せず、過大なプレス荷重を必要とせずに、成形、引き抜き、曲げなどを容易にできるようにする優れた成形性を有するとともに、適当な強度を有することが必要である。成形は典型的には室温で行われるため、室温すなわち低温での成形性がしばしば基本的に考慮される。自動車用途でかなり重要とされるさらに他の観点は、溶接性（特に抵抗スポット溶接性）である。例えば、ボンネット（hood）、ドアーまたはトランク蓋のような二重シート構造の外部車体シートおよび内部支持シートは、しばしばスポット溶接で接合されており、スポット溶接電極の交換に関して言えば、アルミニウム合金シートによる組み立て製造ラインの不必要な中断が生じるような理由によってその電極寿命が過度に短縮されないことが重要である。また、このような接合は、例えば表面酸化物を除去するための余計な段階を必要としないことも望まれる。さらにこの合金は、亀裂や甚だしい粗面化を生じることのない高い曲げ加工性を有していなければならない。何故なら、この構造製品はしばしば縁曲げすなわちヘミング（he mming）やシーミング（seaming）によって互いに固定または接合されるからである。熱処理可能合金および熱処理不可合金の両方を含めて各種のアルミニウム合金およびそのシート製品が自動車の用途に考えられてきた。熱処理可能合金は、それらの合金で形成される部品が溶体化処理および焼入れ調質において所定の低強度レベルに製造でき、その後パネルが成形された後に人工時効によって強度が増大されるという点でしばしば有利とされる。これは低強度レベルでの成形を容易し、強度はその後に使用のために増大される。さらに、人工時効を行うための熱処理をしばしば塗装の焼付け処理時に実施できる。一方、熱処理不可合金は典型的には成形および（または）冷間圧延によるなどの歪み硬化によって強化される。このような歪み硬化効果すなわち加工硬化効果は通常は、その歪み硬化効果を部分的に軟化させるすなわち弛めることになる塗装の焼付けすなわち固化サイクルのような加熱時に低減される。したがって、優れた成形性と良好な強度とを組み合わせた特性を有する頑丈なシート材料を提供するのが有利である。本発明の主目的は、自動車用途のための優れた成形性と良好な強度とを組み合わせた特性を有するアルミニウムシートを製造する方法を提供するのである。本発明の他の目的は、特性、特に成形性および強度をかなり改良されたアルミニウムシート製品に製造することのできる組成物を提供することである。本発明のこれらおよび他の目的は、以下の説明を参照することで一層理解され認識されるであろう。本発明によれば、（ａ）０．８〜約１．３重量％のシリコンと、約０．２〜約０．６重量％のマグネシウムと、約０．５〜約１．８重量％の銅と、約０．０１〜約０．１重量％のマンガンと、約０．０１〜約０．２重量％の鉄と、実質的にアルミニウム、付随的な元素および不純物を含んで成る残部とを含むか、または好ましくは実質的にそれらから成る合金の塊体を準備する段階、（ｂ）シートを製造するようにその塊体を加工する段階、（ｃ）そのシートを溶体化熱処理する段階、および（ｄ）シートを迅速焼入れする段階を含んで成る、自動車車体に使用するのに特に好適なアルミニウム合金製圧延シートを製造する工程が提供される。このシートは改良された成形性および強度を有する。好適例において、この組成物は約１．０〜約１．２重量％のシリコンと、約０．２〜約０．４５重量％のマグネシウムと、約０．６〜約１．５重量％の銅と、約０．０４〜約０．０８重量％のマンガンと、約０．０５〜約０．１７重量％の鉄とを含んで成る。本発明の第２の観点において、連続鋳造または半連続ＤＣ（ダイレクト・チル）鋳造によって上述の組成物の組成を有する合金インゴットを鋳造する段階と、この合金を４５０°〜６０２℃（８４２°〜１１１５°Ｆ）の温度で１〜４８時間にわたり拡散焼鈍する段階と、要求されるシート厚が得られるまで引き続き圧延する段階と、このシートを４５０°〜６０２℃の温度で少なくとも５秒間にわたり保持した後に迅速焼入れする段階と、室温にて時効処理する段階とを含んで成る、組成物を成形するためのアルミニウム合金シートを製造する方法が提供される。本発明の他の特徴は、添付図面と共に考慮すべき好ましい実施例の以下の関連した記載においてさらに説明される。添付図面で、図１は本発明によるアルミニウム合金シートのＳｉ、ＭｇおよびＣｕ含有量の組成範囲を示す斜視図である。図２は引張り降伏強度に対する本発明の合金の銅含有量の影響を示すグラフである。図３は平面歪み引伸し（plane strain stretching）に対する本発明の合金の銅含有量の影響を示すグラフである。図４は材料の曲げ性に対する本発明の合金の銅含有量の影響を示すグラフである。図５は降伏強度に対する成形および塗料焼付けの影響を示すグラフである。定義「成形性」という用語は本明細書ではシート材料が破壊が始まる前の特定変形工程（particular deformation process）で変形できる程度を意味する。典型的に破壊は、局所的なシートのネッキング（neaking）または延性破壊のいずれかによってアルミニウム合金に生じる。成形性の別の尺度がこの分野で知られており、アルミニウム６２（１９８６）１０、７３８〜７４２頁、および同６２（１９８６）１１、８３５〜８３９頁に、ジェー・エム・ストーリー氏（J.M.Story ）による「アルミニウムシート材料の成形性」に記載されている。本明細書で広義の意味で使用している「シート」という用語は、しばしば「プレート」および「箔」と称される寸法、ならびにプレートと箔との中間的な寸法を包含することを意図している。「ｋｓｉ」は平方インチ当たりのキロポンド（千ポンド単位）を意味する。特性に関する「最小」という用語は、標準的な静的方法を使用することで製品中の９９％が９５％の信頼性で適合することが予測されるときの適正レベルを意味する。特性には強度および成形性が含まれる。「インゴット経由」（ingot-derived）という用語は、粉末金属加工技術や同様技術によるのではなく、周知の、すなわち引き続いて展開される鋳造工程によって液体金属から凝固されることを意味する。この用語は、限定するわけではないが、ダイレクト・チル（ＤＣ）連続鋳造、スラブ鋳造、ブロック鋳造、スプレー鋳造、電磁連続（ＥＭＣ）鋳造、およびそれらの変形鋳造法を特に含む。「溶体化熱処理」という用語は、本明細書では合金が固溶可能成分を固溶させるのに十分な温度に加熱されて保持され、固溶可能成分が焼入れ後に過飽和状態に保持されることを意味するのに使用されている。本発明の溶体化熱処理は実質的に全ての固溶可能な第２相粒子が固溶されることが好ましい。「迅速焼入れ」という用語は、本明細書では溶体化熱処理時に固溶された固溶可能成分の実質的に全てが焼入れ後に過飽和状態に保持されるのに十分な速度で材料を冷却することを意味する。この冷却速度は、焼入れした合金の特性にかなりの影響を有する。温水焼入れまたは噴霧水での焼入れのように焼入れ速度が遅すぎると、早期に析出粒子が固溶体から生じる。遅い焼入れ時に固溶体から発生した析出粒子が不均等に析出する傾向を示し、また曲げ特性に劣る。焼入れ速度は、固溶体から粒子がそれほど析出しないのであれば、迅速であると考えられる。迅速焼入れ速度はさまざまな方法で得ることができ、これには冷水焼入れ、強制空冷焼入れ、および水噴射または水霧焼入れが含まれる。したがって、本発明によれば、本明細書で広義の意味で引用される「成形パネル」および「車両成形パネル」は、自動車や車両の車体におけるバンパー、ドアー、ボンネット、トランク蓋、フェンダー、フェンダーウェル、床、ホイールおよび他の部分を含むことを意図している。例えば、そのようなパネルは平坦シートから形成することができ、車両外部から見えるパネルに関しては、しばしば平坦シートは一般に凸形状とされる二次元形状を形成するために組み合わされた型の間で圧搾される。パネル製造に有用な他の技術は、圧延形成、流体圧形成、およびこの分野で周知のさまざまな形成技術を含む。二重または複層パネル部材には、２以上の成形パネル、典型的には内側パネルおよび外側パネルが含まれ、それらのパネルの個々の特性は上述したものとされる。内側および外側パネルは二重または複層パネル組立体を形成するために、米国特許第４０８２５７８号に示されるように周縁で結合すなわち連結されるのであり、この特許の教示は参照することで本明細書に組み入れられる。本明細書で使用する「自動車」または「車両」という用語は、勿論自動車示すことを意図しているが、トラック、オフロード車両および他の輸送用乗物、例えば航空機、列車および船も含むことを意図している。まず最初に図１を参照すれば、本発明によるアルミニウム合金シートのＳｉ、ＭｇおよびＣｕ含有量の範囲の斜視図が示されている。Ａ点〜Ｈ点で画成される直方体部分は、請求の範囲に記載された合金のＳｉ、ＭｇおよびＣｕ含有量に関する請求の範囲に記載された範囲を示している。Ａ点〜Ｄ点の全ては銅が０．５重量％の平面上に位置している。Ｅ点〜Ｈ点の全ては銅が１．８重量％の平面上に位置している。Ａ点およびＥ点、Ｂ点およびＦ点、Ｃ点およびＧ点、そしてＤ点およびＨ点のＭｇおよびＳｉの重量％は同じである。Ｓｉ、ＭｇおよびＣｕに加えて、本発明の合金はその必須成分としてＭｎおよびＦｅも含んでいる。これらの必須元素は、以下に説明するように協力剤として作用する働きを有する。ＳｉはＭｇと共存することで形成される元素ＳｉおよびＭｇ₂Ｓｉの析出硬化によって合金を強化する。この効果的な硬化に加えて、Ｓｉは成形性、特に引伸し成形性を効果的に高める。Ｓｉ含有量が約０．８重量％未満の場合、その強度および成形性は不十分である。一方、Ｓｉ含有量が約１．３重量％を超える場合には、合金を溶融せずに熱処理の間に固溶可能粒子が固溶体に常に取り込まれることはできない。それ故に、得られたシートの成形性および機械的特性は劣化される。Ｓｉ含有量は約０．８重量％〜１．３重量％の範囲内またはその付近に保持されるのが好ましい。上述したように、ＭｇはＳｉと共存する状態でＭｇ₂Ｓｉを形成することで作用する合金強化元素である。この効果は、Ｍｇ含有量が約０．２重量％未満では有効に得られない。Ｍｇはアルミニウム合金の強度を高めるのに有効であるが、高レベルでＭｇ₂Ｓｉの形成に必要な量を超えた量においては、Ｍｇは合金の成形性を低下させる。Ｍｇ含有量は０．２〜０．６重量％の範囲内またはその付近に保持されるのが好ましい。Ｃｕはアルミニウム合金の強度および成形性を高める元素である。ＭｇおよびＳｉを使用すリューダースけで成形性を維持し、または向上させると同時に、十分な強度を得ることは困難である。それ故にＣｕは必須である。強化および成形性の目的のためには合金中にＣｕを含むことが望ましい。Ｃｕレベルが約０．５重量％未満であると、得られた製品は低い強度および低い成形性を示す（図２および図３を参照されたい）。Ｃｕレベルが１．８％を超えるときは、得られた製品は曲げ特性の低下を示す（図４参照）。Ｃｕ含有量は０．５〜１．８重量％の範囲内またはその付近に保持されるのが好ましい。Ｆｅは、再結晶粒の微細化を助けると共に、その合金のオレンジピールとして知られた粗面化現象の発生を減少または防止する粒子を形成する。それ故にＦｅは粒径制御のために望まれる。しかしながら、過剰なＦｅはネッキングおよび（または）（ａｎｄ／ｏｒの意味）破壊に対する合金の抵抗力を低下させる。再結晶粒はＦｅ含有量が０．０５重量％未満のときに粗大化し、また成形性はＦｅ含有量が０．２重量％を超えると低下する。Ｆｅ含有量は０．０５重量％〜０．２重量％の範囲内かその付近に保持されるのが好ましい。Ｆｅ含有量は約０．１７重量％以下であるのが好ましい。Ｍｎも再結晶粒を微細化するのを助ける。合金からのＭｎの排除は、熱処理時の粒子の粗大化およびその結果として変形時にオレンジピールを引き起こすことが見出されている。それ故に、Ｍｎは組織を安定化させる合金中の分散相を形成すると考えられる。低レベルの分散相は粒子の組織を効果的に制御できる。しかしながらＭｎが０．１重量％を超えた場合、平面歪み応力状態での成形性は低下する。したがってＭｎの低レベルは変形時の粗面化を防止することで有益ではあるが、合金中のＭｎ量はその平面歪み状態での成形性の低下を防止するために制限されねばならない。平面歪み状態での成形性は自動車用途に使用する大型の成形パネルの製造において重要な特性となることが見い出されている。例えば８０〜８５％の圧搾破壊が平面歪みにおいて生じると考えられている。Ｍｎは最大約０．１重量％のレベルまで望まれることが見い出された。好ましいＭｎ含有量は０．０４〜０．０８重量％の範囲内またはその付近に保持されるのが好ましい。ここで、本発明によるアルミニウム合金シートの製造方法について説明する。上述した範囲の組成を有するアルミニウム合金インゴットが通常の連続鋳造または半連続ＤＣ鋳造法によって形成される。このアルミニウム合金インゴットは、固溶可能な成分粒子を完全に固溶し、またその後の工程で粒子組織の制御を助成するために第２相粒子を発生させて微細化するように、拡散焼鈍される。拡散焼鈍の作用は、加熱温度が４５０℃（８４２°Ｆ）未満では適当に得ることができない。しかしながら拡散焼鈍温度が６０２℃（１１１５°Ｆ）を超えると、溶融が生じる。拡散焼鈍温度は、インゴットが拡散焼鈍されたことを保証するために十分な時間にわたって保持しなければならない。インゴットが拡散焼鈍された後適当な圧延温度にされ、その後常法により最終寸法となるまで圧延される。この代わりに、インゴットは拡散焼鈍の後に室温とされ、その後熱間圧延の前に適当な圧延温度となるまで加熱される。この圧延は専ら熱間圧延とされるか、または熱間圧延とその後の冷間圧延との組み合わせとされ得る。冷間圧延は、自動車パネルとして望まれる表面の仕上がりを与えるために望ましい。圧延シートは４５０°〜６０２℃（８４２°〜１１１５°Ｆ）の温度で溶体化熱処理され、これに続いて迅速冷却（焼入れ）が行われる。溶体化熱処理温度が４５０℃（８４２°Ｆ）未満であると、溶体化の効果は満足できず、満足の行く成形性および強度を得られない。一方、溶体化熱処理が６０２℃（１１１５°Ｆ）より高いと、溶融が始まる。少なくとも５秒間の保持が溶体化を完結するのに必要である。３０秒間以上の保持が好ましい。溶体化温度での保持の後の迅速冷却は、冷却速度が特に３００℃／分以上の強制空冷に少なくとも等しいかそれ以上であるようになされる。冷却速度を考えるならば水焼入れが最も好ましいが、強制空冷もほとんど変形を生じることなく焼入れすることができる。溶体化熱処理は連続溶体化熱処理炉において以下の条件、すなわち２℃／分以上の速度で加熱し、５〜１８０秒間以上にわたって保持し、３００℃／分以上の速度で冷却するという条件で行われるのが好ましい。２℃／分以上の速度での加熱は、溶体化熱処理時に再結晶する粒子を微細化する点で有利である。連続溶体化熱処理炉は、コイルの形態で大量生産されたシートを溶体化熱処理および迅速焼入れするのに最も適当である。高い生産性を得るためには、１８０秒間以下の保持時間が望ましい。良好な平坦性および小さいシート歪みを与えるにはさらに遅い冷却速度が一層望ましい。良好な成形性および高い強度を与えるためには、高い冷却速度（＞３００℃／分）が一層望ましい。良好な平坦性および歪みの無いことを得るには、５℃／秒〜３００℃／秒の範囲の冷却速度で強制空冷するのが好ましい。また、熱間圧延と溶体化熱処理との間において、中間焼鈍処理およびそれに続く冷間圧延が実施されて最終粒径、結晶組織を制御する、および（または）冷間圧延を容易化する助けを成すことができる。保持温度は３１６°〜５５４℃であるのが好ましく、３４３°〜４５４℃であるのがさらに好ましく、また保持時間は中間焼鈍においては０．５〜１０時間であるのが好ましい。アルミニウム合金の中間焼鈍済みシートは少なくとも３０％の圧下率で冷間圧延されるのが好ましく、その後溶体化熱処理および迅速焼入れを行われる。中間焼鈍温度が３１６℃未満であると、再結晶化は完結しない。中間焼鈍温度が５５４℃より高いと、粒子が成長し、シート表面の変色が発生し得る。中間焼鈍時間が０．５時間未満であると、大量のコイルの拡散焼鈍は箱形焼鈍炉では困難になる。一方、１０時間を超える中間焼鈍は工程を経済的に実行できなくする傾向を示す。溶体化熱処理が連続溶体化熱処理炉で実施される場合、中間焼鈍温度は３４３°〜４５４℃の範囲であるのが好ましい。少なくとも３０％の圧下率での冷間圧延が中間焼鈍と溶体化熱処理との間に介在されて、溶体化熱処理時の粒子の成長を防止または減少させることが好ましい。成形後、塗装および焼付け、または人工時効処理が施され得る。焼付け温度は通常は大体１５０°〜２５０℃の範囲である。本発明によるアルミニウム合金製圧延シートは自動車車体の内側取り付けパネルとしての用途に最も好適であり、熱シールド、計器パネルおよび他のいわゆる「ボディー・イン・ホワイト」（body-in-white）部品のような、他の自動車部品として使用されるときに優れた特性を示す。本発明の利点は以下の例に説明されている。例１〜例５本発明の実施およびその利点を示すために、アルミニウム合金製品が表１に示される組成および残部であるアルミニウムおよび元素および不純物を有して作られた。４つの合金が図１に示される組成ボックス内に含まれている。これらの合金はインゴットを作るために鋳造され、シート寸法となるまで常法によって作られた。このインゴットは５３８°〜５６６℃（１０００°〜１０５０°Ｆ）の範囲で４時間にわたって拡散焼鈍され、その後３．１７５ｍｍ（０．１２５インチ）の厚さになるまで熱間圧延されて室温まで冷却され、中間焼鈍された後、１ｍｍ（０．０３６インチ）の最終寸法になるまで冷間圧延された。このシートは溶体化熱処理の前に試験され、かなりの量の固溶可能な第２相粒子の存在することが見い出された。コイルは５３８°〜５６６℃（１０００°〜１０５０°Ｆ）の範囲で溶体化熱処理され、迅速焼入れされた。次いで、これらのシートは室温で少なくとも２週間にわたって自然時効された。これらの合金は試験され、第２相粒子の実質的に全てが過飽和状態で固溶体に残されていることが見い出された。比較のために、合金例６の組成を有するＡＡ２００８合金シートが表１に示されている。ＡＡ２００８シートは熱処理可能なアルミニウムであり、自動車用途に商業上使用されている。ＡＡ２００８は優れた成形性と良好な強度との組み合わせ特性に関しての現在のベンチマーク材料である。典型的にＡＡ２００８は自動車の内側パネルに使用される。例７〜例１２例１〜例６のインゴット経由のシートは室温で自然時効された（Ｔ４調質処理）。自然時効の少なくとも２週間が経過した後、その材料は機械的特性を決定するために試験された。この材料試験は３方向すなわち圧延方向に対して０°、４５°および９０°の方向で行われた。その結果は表２に示されている。比較のために出たの幾つかは表３でも繰り返し示されている。降伏強度に関しては最小値１０５５ｋｇ／ｃｍ²（１５ｋｓｉ）が望ましい。材料は、取り扱いおよび組み立ての間にその自然時効した材料（Ｔ４調質処理）が損傷するのを防止するために、少なくともこの最小値を有する必要があると考えられる。本発明の代表的合金の全て（例１、例２、例４および例５）はこの最小値を上回る降伏強度を示した。例２および例５の合金は１４０６ｋｇ／ｃｍ² （２０ｋｓｉ）より大きい降伏強度を示した。しかしながら以下に見られるようにそれらの材料は高強度を示したとはいえ、例２および例５の材料は高い成形性も示した。図２は本発明の合金の銅含有量の、横方向の降伏強度に対する関係を示すグラフである。銅含有量が増加するにつれて、横方向降伏強度も増大する（図２参照）。少ない銅含有量の合金で形成されたシートは適当な降伏強度を有していなかった。すなわち購入可能のＡＡ２００８より大きいか等しかった。ＡＡ２００８のベンチマーク値に一致するかそれを超えるためには、合金は０．５重量％より高い最小銅レベルを有していなければならない（表２最小）。例１〜例６の合金の引張り伸びも測定された。引張り伸びは成形性の間接的な測定値であると考えられる。比較のために今日使用されている最も成形性の良い熱処理可能合金であるＡＡ２００８は２５％〜３０％の間のＴ４引張り全伸び値を示している。本発明の合金の全てが約２８％と同等以上のＴ４引張り全伸び値を示した。それ故に、これらの合金の全てがＡＡ２００８よりも良好な引張り伸びを明白に有している。以下に説明するように、例１、例２、例４および例５の材料は成形性に関する全ての基準に合致するかそれより優れている。例１〜例６の合金の一様な伸びもまた測定された。一様伸びは、局部的に変形される前に一様に変形されることのできる材料の尺度である。これはネッキングを生じる前に材料が耐えられる最大歪みの測定値である。それ故に、これはネッキングに対する材料の抵抗力の指針である。購入可能なＡＡ２００８（表２）よりも大きい一様伸びを有することが望ましい。本発明の材料の全ては２６．０％以上の一様伸びを示した。Ｔ４調質状態でのＡＡ２００８は、典型的に約２２％〜約２５％の範囲内の一様伸び値を示した。それ故に、本発明の合金は、現在のベンチマーク材料であるＡＡ２００８よりも良好な特性を示す。圧延方向に対する一様伸びの変化は大きくなかった。例１〜例６の合金の歪み硬化指数（Ｅｘｐ．）が計算された。その歪み硬化指数は特定の歪み範囲内での真の応力／歪み曲線の傾きを測定して導き出された。一様伸びと同様に、歪み硬化指数は局部的変形の前に一様に変形できる材料特性の尺度である。購入可能なベンチマーク材料であるＡＡ２００８よりも大きい歪み硬化指数を有することが好ましい。本発明の材料の全ては０．２５以上の歪み硬化指数を示した。Ｔ４調質処理でのＡＡ２００８は０．２３〜０．２６の範囲の歪み硬化指数値を典型的に示した。それ故に、本発明の合金は、現在のベンチマーク材料であるＡＡ２００８よりも良好な特性を示す。例１３〜例３０例１〜例６の合金はシート材料の機械的特性の変化を調べるために３つの方法によって人工時効された。第１の人工時効は材料を１７７℃（３５０°Ｆ）で３０分間にわたって加熱することで実施された。この人工時効方法は市販自動車製造において材料が示す塗料焼付け性をシュミレートすることを意図した。第２の人工時効方法はシート材料が１７７℃（３５０°Ｆ）で３０分間にわたって加熱される点で第１の方法と類似していた。しかしながら、材料は加熱される前に２％の引伸しを受けていた。この人工時効方法は典型的な市販用途で得られる特性の開発をシミュレートし、すなわち部品形成作業に続いて塗装およびその後の塗装焼付けの間に材料に歪みが誘起された。第３の人工時効方法においては、材料は２０４℃（４００°Ｆ）で６０分間にわたって加熱された。この人工時効方法は、商業的な製造において塗料焼付けにて得ることのできる予測されるピーク強度を決定することを意図した。これらの３つの人工時効方法の結果が表３に示されている。自然時効材料（Ｔ４調質処理）の同じ特性が表３に繰り返して示されている。１７７℃（３５０°Ｆ）での３０分間の人工時効、および２％の引伸しに１７７℃（３５０°Ｆ）での３０分間の人工時効を加えた結果を比較すれば、例１、例２、例４および例５の合金は全て購入可能なＡＡ２００８（合金例６）と等しいかそれを超える強度を有している。２０４℃（４００°Ｆ）で６０分間にわたる人工時効の結果は、合金例５が購入可能なＡＡ２００８より大きい強度を有すことを示した（表３の例２７および例３０を参照）。図５は時効方法に関数として表３からの降伏強度の関係を示している。図５によれば、合金例１、合金例２、合金例４および合金例５の材料が形成工程およびそれに続く塗装および焼付け工程をシミュレートした調質処理において購入可能なＡＡ２００８（合金例６）の降伏強度よりも大きな降伏強度を有すことが分かる。ＣｕおよびＳｉ含有量の高い合金例１、合金例２、合金例４および合金例５の材料は最良の強度レベルを展開する。例３１〜例３６例１〜例６の合金の成形性を予測するために、シート材料は限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験を行われた。この限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験は材料の平面歪み引伸し特性（引伸し硬化特性および限界歪み特性）の測定に使用される方法である。標準的限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験は、さまざまな幅寸法の矩形試験片の長辺が圧延方向に対する長手方向に一致するように切断された。この試験片は強固にクランプされた後、１０．２ｃｍ（４インチ）寸法の半球形パンチによって引伸された。ＬＤＨ_oは評価された標本幅の範囲に沿って観察された最小パンチ高さである。これは平面歪みまたはその付近であると想定される。標準的な限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験に加えて、付加的な試験片が試験され、これにおいては矩形試験片の長辺は圧延方向に対する横断方向すなわち横方向に一致された。横方向の試験片は１つの幅寸法、すなわちＬＤＨ_oが長手方向に測定されたのと同じ試験片の幅寸法を使用して試験された。限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験の結果は表４に記載されている。長手方向の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験に関しては、１．００の値が長手方向および横方向の両方に望ましい。この値はＡＡ２００８で典型的に観察される性能を超える目標値である。本発明の合金の全て（合金１、合金２、合金４）は両方においてこの最小値に合致するかそれを超えている。さらに本発明の合金の全ては、長手方向のＬＤＨ_oがたったの０．９５０を示し、横方向のＬＤＨ_oがたったの０．８７０を示す購入可能なＡＡ２００８−Ｔ４（合金６）よりもかなり良好な性能を示した。この購入可能な合金は長手方向および横方向の両方において最小目標値に合致しなかった。驚くことに、本発明の合金（合金１、合金２、合金４）はＡＡ２００８よりも長手方向の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）が１．３２ｍｍ〜１．７５ｍｍ（０．０５２インチ〜０．０６９インチ）もの向上を示し、またＡＡ２００８よりも横方向の限界ドーム高さ（ＬＤＨ）が５．３８ｍｍ〜５．９４ｍｍ（０．２１２インチ〜０．２３４インチ）もの向上を示した。ＬＤＨ_oの１．０２ｍｍ（０．０４インチ）以上の増大は、成形プレスにおける材料の性能が著しく向上した結果であると考えられる。それ故に、例３１、例３２、例３４および例３５の本発明の全ての合金は、圧搾プレスでＡＡ２００８ −Ｔ４よりもかなり優れた性能を発揮すると考えられる。例３７〜例４２例１〜例５の合金の成形性をさらに調べるために、シート材料はガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）およびヘミング試験を受けた。９０°のガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）は、本質的には材料の曲げ性を予測するための摩擦のないダウンフランジ試験である。さらに、ガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）は合金が平坦ヘミングを行えるかを予測するのに使用できる。９０ °のガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）では、初期引伸し（１０％）を加えられたストリップが強固にクランプされた後、ローラーによって型半径の上で９０°だけ曲げられるように強制される。この試験は、破壊が生じるまで次々に小さい型半径を使用して繰り返される。破壊を生じることなく曲げを生じた最小型半径を元々のシート厚さ（ｔ）で割ることで、最小Ｒ／ｔ比が決定される。０．５未満の最小Ｒ／ｔ値を示す材料は一般に平坦ヘミングが可能であると考えられる。約０．５〜約１．０の範囲の最小Ｒ／ｔ値を示すこれらの材料は限界に近い（marginal）と考えられ、１．０容量も大きい最小Ｒ／ｔ値を示す材料は「平坦ヘミング不能」である。製品のヘミング性を示す他の指針は、ヘミング試験である。ヘミング試験（he mming test：縁曲げテスト）に於いては、シート材料のストリップは予め７％の引伸しを加えられ、その後平坦ヘミングが可能かどうかを決定するためにヘミング加工される。ヘミングされた材料は曲げ半径部分の外面の見栄えに基づいて評価を与えられる。例１〜例５の合金に関するガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）およびヘミングの結果が表５に示されている。比較のためにＡ２００８（例６）に関するガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）およびヘミングの結果も含まれている。図４において、ガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）の結果は合金例１〜例５のＣｕ含有量の関数として与えられている。驚くことに、例３７、例３８、例４０および例４１（合金例１〜例５）に関して示されたガイドされた曲げ値は、それらの合金がＡＡ２００８と同様な「平坦ヘミング性」であることを示している。ヘミングは自動車用アルミニウムパネルの製造における厳しい要求条件である。ＡＡ２００８は自動車用途に関して購入可能な熱処理可能な最良の成形合金の１つであると考えられる。したがって、例１、例２、例４および例５の合金のような優れた成形性と良好な強度との良い組み合わせ特性を示す合金は、より要求の強い形状を有し、また取り扱い損傷に対する良好な抵抗力を与える成形パネルの製造に使用できる。例４３〜例４６本発明の実施において鉄およびマンガンの利点およびその有利性を説明するために、アルミニウム合金製品が先に説明した方法に類似の方法にしたがって製造された。例４３〜例４６の材料の組成は表６に示されている。例４３および例４４の組成は、鉄およびマンガンの両方のレベルを制御する利点を示すために与えられた。例４５および例４６は、好ましい範囲内で鉄レベルを高める効果を示している。これらのシート製品は、限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験、ガイドされた曲げ試験、および膨らみ試験によって測定された材料特性および成形性を決定するために試験された。限界ドーム高さ（ＬＤＨ）試験およびガイドされた曲げ試験（ＧＢＴ）は先に説明したように行われた。引伸し曲げ試験は張力を作用させた状態で曲げる方法で成形性を測定するのに使用される。この試験は矩形試験片を端部で強固にクランプした後、その試験片を破壊が生じるまでパンチで変形させることで実行される。説明した値（Ｈ／ｔ）は、シート厚さによって割ったピーク荷重でパンチが移動した距離である。膨れ試験は、２軸応力状態で大きな歪みが生じた後に変形できる材料の特性を測定するのに使用される認識されている成形試験である。この試験は、強固にクランプした矩形試験片を圧力を加えた作動流体で変形することで実施される。圧力を加えた作動流体は、材料を変形させるための摩擦の無い力を発生する。膨れ試験時に材料特性を測定するのに使用される１つのパラメータは、破壊する前に材料が変形した最大距離（膨れ高さ）である。第７表に見られるように、高レベルでＦｅを含有する合金（例４５）は、低レベルの量のＦｅを含有する同様合金（例４６）に比較して劣った成形性を示した。例４６の優れた成形性の数値は、高い平均Ｎ値、長手方向の一様伸び値、横方向の引伸し曲げ、および膨れ高さの測定によって示された。例４７および例４８本発明の実施においてマンガンの存在の重要性を示すために、アルミニウム合金製品は表８に示す組成を有して前述のように製造された。ＡＳＴＭ規格の粒径および１立方ｍｍ当たりの粒子数が光学的に決定された。この値は表９にリストアップされている。表９によれば、マンガンを全く含有しない例４７は、例４８よりも１立方ｍｍ当たりの粒子数が２５％も少ないことが明かである。粗大粒径は典型的にオレンジピールを発生させたり、変形時にリューダース線を発生させるので、材料中にある程度の低レベルのＭｎを保持することが望ましい。本発明の最良形態と考えられるものを上述で説明した。しかしながら、当業者には発明の精神から逸脱せずに、説明した形式のさまざまな変形例が本発明に対して成し得ることが明白となる。本発明の範囲は請求の範囲に記載された用語の広義の一般的な意味によって定められる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩテーマコート゛(参考）Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ａ６３０Ｋ６８４６８４６９１６９１Ｂ６９４６９４Ｂ (72)発明者マーサ，ショーン，ジェイ. アメリカ合衆国15069―0001 ペンシルバニア州，アルコアセンター，テクニカルドライブ 100，アルコアテクニカルセンター

Claims

【特許請求の範囲】１．自動車車体に使用するのが特に好適なアルミニウム合金製圧延シート製品を形成する方法であって、（ａ）シリコン：約０．８〜約１．３重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．６重量％、銅：約０．５〜約１．８重量％、マンガン：約０．０１〜約０．１重量％、鉄：約０．０１〜約０．２重量％、および残部：実質的にアルミニウム、付随的な元素および不純物、を含んで成る合金の塊体を準備する段階、（ｂ）前記シートを製造するために前記塊体を加工する段階、（ｃ）前記シートを溶体化熱処理する段階、および（ｄ）前記シートを迅速焼入れする段階、を含むアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。２．請求項１に記載された方法であって、前記合金が、シリコン：約１．０〜約１．２重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．４５重量％、銅：約０．６〜約１．５重量％、マンガン：約０．０４〜約０．０８重量％、および鉄：約０．０５〜約０．１７重量％を含むアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。３．請求項１に記載された方法であって、段階（ｂ）が、前記個々の加工段階のうちの少なくとも２つの段階の間に中間焼鈍を備えた複数の別々の加工段階を含むアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。４．請求項１に記載された方法であって、段階（ｂ）が、前記個々の加工段階のうちの少なくとも２つの段階の間に、約３１６℃（６００°Ｆ）より高い温度での中間焼鈍を備えた複数の別々の加工段階を含むアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。５．請求項１に記載された方法であって、段階（ｂ）が、前記個々の加工段階のうちの少なくとも２つの段階の間に中間焼鈍を備えた複数の別々の加工段階を含み、前記値か焼鈍が約８時間未満で終了されるアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。６．請求項１に記載された方法であって、段階（ｃ）が、約４４９℃（８４０°Ｆ）より高い温度で前記シートを溶体化熱処理する段階を含むアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。７．請求項１に記載された方法であって、段階（ｃ）が、約４４９℃（８４０°Ｆ）〜６０２℃（１１１５°Ｆ）の温度範囲で前記シートを溶体化熱処理する段階を含むアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。８．請求項１に記載された方法であって、段階（ｄ）が、迅速焼入れする段階を含んでいるアルミニウム合金製圧延シート製品の形成方法。９．自動車車体に使用するのが好適なアルミニウム合金であって、シリコン：約０．８〜約１．３重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．６０重量％、銅：約０．５〜約１．８重量％、マンガン：約０．０１〜約０．１重量％、鉄：約０．０１〜約０．２重量％、および残部：実質的にアルミニウム、付随的な元素および不純物、を含むアルミニウム合金。１０．請求項９に記載された合金であって、シリコン：約１．０〜約１．２重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．４５重量％、銅：約０．６〜約１．５重量％、マンガン：約０．０４〜約０．０８重量％、および鉄：約０．０５〜約０．17重量％、を含むアルミニウム合金。１１．自動車車体に形成するのが好適な成形性と強度との改良された組み合わされた特性を有するアルミニウム合金シートであって、前記アルミニウム合金がシリコン：約０．８〜約１．３重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．60重量％、銅：約０．５〜約１．８重量％、マンガン：約０．０１〜約０．１重量％、鉄：約０．０１〜約０．２重量％、および残部：実質的にアルミニウム、付随的な元素および不純物、を含み、前記合金はその合金のインゴットを鋳造し、インゴットを拡散焼鈍し、スラブを製造するようにインゴットを熱間圧延し、シートを製造するように前記スラブを冷間圧延し、前記シートを溶体化熱処理することで製造されるアルミニウム合金シート。１２．請求項１１に記載されたアルミニウム合金シートであって、シリコン：約１．０〜約１．２重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．４５重量％、銅：約０．６〜約１．５重量％、マンガン：約０．０４〜約０．０８重量％、および鉄：約０．０５〜約０．17重量％、を含んで成るアルミニウム合金シート。１３．アルミニウム合金から形成し且つ時効硬化した物品を含んで成る形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金が、シリコン：約０．８〜約１．３重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．６０重量％、銅：約０．５〜約１．８重量％、マンガン：約０．０１〜約０．１重量％、鉄：約０．０１〜約０．２重量％、および残部：実質的にアルミニウム、付随的な元素および不純物、を含み、前記合金はその合金のインゴットを鋳造し、インゴットを拡散焼鈍し、スラブを製造するようにインゴットを熱間圧延し、シートを製造するように前記スラブを冷間圧延し、前記シートを溶体化熱処理することで製造される車両パネル。１４．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、シリコン：約１．０〜約１．２重量％、マグネシウム：約０．２〜約０．４５重量％、銅：約０．６〜約１．５重量％、マンガン：約０．０４〜約０．０８重量％、および鉄：約０．０５〜約０．１７重量％、を含んで成る形成された車両パネル。１５．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自動車ドアーパネルに形成された車両パネル。１６．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自動車ボンネットパネルに形成された車両パネル。１７．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自動車車体パネルに形成された車両パネル。１８．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートがフェンダーに形成された車両パネル。１９．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自然時効され、約１４０６ｋｇ／ｃｍ²（２０ｋｓｉ）より大きい降伏強度を有している形成された車両パネル。２０．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自然時効され、２９％を超える引張り伸びを有する形成された車両パネル。２１．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自然時効され、０．０３６ケージ寸法の材料に関して約２５．４ｍｍ（１インチ）の限界ドーム高さを超える成形性を有している形成された車両パネル。２２．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが自然時効され、２５％を超える一様伸びを有する形成された車両パネル。２３．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、前記アルミニウム合金シートが少なくとも１％の歪みを与えられ、その後約１７７℃の温度で３０分間加熱されることで人工時効され、前記アルミニウム合金シートが約１６１７ｋｇ／ｃｍ²（２３ｋｓｉ）より大きい降伏強度を有する形成された車両パネル。２４．請求項１３に記載された形成された車両パネルであって、変形後または形成加工後に実質的にリューダース線が無い形成された車両パネル。